(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ100-(c+d)ＢｅcＮｉd（０．０５％≦ｃ≦０．６％、１．０％≦ｄ≦２．４％、ｃ＋ｄ≦３．０％）の質量比で構成されるベリリウム銅であって、
平均粒径が２μｍ以下である結晶粒を有し、かつ、前記Ｃｕから析出する前記Ｂｅを少なくとも含む析出相を有することを特徴とするベリリウム銅。
【請求項２】
前記ベリリウム銅は、
前記Ｃｕに前記Ｂｅが固溶する温度域である固溶温度域で前記ベリリウム銅を所定の固溶保持時間に亘って保持した後に、前記Ｂｅが前記Ｃｕに固溶した状態のままとなる冷却速度で前記ベリリウム銅を冷却し、
前記Ｂｅが析出しない温度域である加工温度域で、前記固溶化工程で冷却された前記ベリリウム銅に塑性歪みを複数回に分けて加え、
前記Ｂｅが析出する温度域である析出温度域で、前記加工工程で前記塑性歪みが加えられた前記ベリリウム銅を所定の時効硬化時間に亘って保持することによって形成されることを特徴とする請求項１に記載のベリリウム銅。
【請求項３】
前記結晶粒の前記平均粒径は、結晶方位解析方法によって算出された粒径であり、
前記結晶粒方位解析方法は、
ＳＥＭ／ＥＢＳＰ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ／Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法を用いて結晶方位解析を行い、方位差θが２°より大きい境界を結晶粒界として計数して結晶粒径分布を求めるステップと、
全計数の平均方位差θが１５°以上であることを確認するステップと、
前記結晶粒径分布から前記平均粒径を算出するステップとを含む、
ことを特徴とする請求項１又は２に記載のベリリウム銅。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれかに記載のベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造方法であって、
前記Ｃｕに前記Ｂｅが固溶する温度域である固溶温度域で前記ベリリウム銅を所定の固溶保持時間に亘って保持した後に、前記Ｂｅが前記Ｃｕに固溶した状態のままとなる冷却速度で前記ベリリウム銅を冷却する固溶化工程と、
前記Ｂｅが析出しない温度域である加工温度域で、前記固溶化工程で冷却された前記ベリリウム銅に塑性歪みを複数回に分けて加える加工工程と、
前記Ｂｅが析出する温度域である析出温度域で、前記加工工程で前記塑性歪みが加えられた前記ベリリウム銅を所定の時効硬化時間に亘って保持する時効硬化工程とを含み、
前記加工工程で前記塑性歪みが加えられる前記ベリリウム銅は、互いに直交する３つの軸方向に延びる辺を有する直方体であり、
前記加工工程は、それぞれの前記軸方向から順に前記ベリリウム銅に圧力を加えて、前記ベリリウム銅に前記塑性歪みを加える工程であることを特徴とするベリリウム銅製造方法。
【請求項５】
前記固溶温度域は、７００℃〜１０００℃の範囲であり、
前記所定の固溶保持時間は、１時間〜２４時間の範囲内であり、
前記加工温度域は、０℃〜２００℃の範囲内であり、
前記析出温度域は、２００℃〜５５０℃の範囲内であり、
前記所定の時効硬化時間は、１時間〜２４時間の範囲内であることを特徴とする請求項４に記載のベリリウム銅製造方法。
【請求項６】
前記加工工程で前記塑性歪みが加えられる前記ベリリウム銅は、互いに直交する３つの軸方向に延びる辺の長さが１：ｅ：ｆ（１．２≦ｅ≦１．３、１．４５≦ｆ≦１．５５）となる直方体であり、
前記加工工程において、前記ベリリウム銅に１回の加圧で加えられる前記塑性歪みの量は、０．３〜０．７の範囲内であることを特徴とする請求項４又は５に記載のベリリウム銅製造方法。
【請求項７】
前記加工工程は、前記ベリリウム銅に加えられた前記塑性歪みの累積値が４以上となるまで、それぞれの前記軸方向から順に前記ベリリウム銅に圧力を加える工程であることを特徴とする請求項４乃至６のいずれかに記載のベリリウム銅製造方法。
【請求項８】
請求項４乃至７のいずれかに記載の製造方法に用いられ、ＢｅとＣｕとを少なくとも含むベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造装置であって、
前記Ｃｕに前記Ｂｅが固溶した矩形銅合金が配置される配置面を有する台座部と、
前記台座部の前記配置面上に配置された前記矩形銅合金を加熱するヒータ部と、
前記台座部の前記配置面に対向して設けられており、前記台座部の前記配置面上に配置された前記矩形銅合金に圧力を加える加圧部とを備え、
前記ヒータ部は、前記Ｂｅが析出しない温度域である加工温度域で前記矩形銅合金の環境温度を保持し、
前記加圧部は、前記加工温度域で前記矩形銅合金に塑性歪みを複数回に分けて加えることを特徴とするベリリウム銅製造装置。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、ＢｅとＣｕとを少なくとも含み、塑性歪みが加えられたベリリウム銅、このベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造方法及びベリリウム銅製造装置に関する。
【背景技術】
【０００２】  従来、高強度ばね材や導電材料等として、ベリリウム（Ｂｅ）を含む析出型銅合金（以下、ベリリウム銅）が一般的に広く用いられている。【０００３】  ベリリウム銅は、鍛造加工、圧延加工及びプレス加工等（以下、鍛造加工等）によって冷間（常温）で加工されると、加工硬化が著しく進んでしまうため、１回の鍛造加工等によってベリリウム銅を所望の寸法に加工することが困難である。【０００４】  従って、一般的に、ベリリウム銅は、鍛造加工等によって熱間（高温）で加工される（例えば、特許第２０８８８８９号公報（請求項１、図１等））。【０００５】  具体的には、ベリリウム銅は、特定の加工温度（６００℃〜８００℃）、特定の加工速度（３．３×１０−５Ｓ−１〜１×１０Ｓ−１）及び特定の加工歪量（０．２０以上）等の加工条件の下で加工され、均一で微細な結晶粒がベリリウム銅に形成される。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】  しかしながら、従来技術では、ベリリウム銅を熱間（高温）で加工することによって動的再結晶が生じることを利用して結晶粒を微細化するため、ベリリウム銅の結晶粒を３０μｍ程度までしか微細化することができなかった。【０００７】  ここで、ベリリウム銅に相当の歪みを加えることが可能であれば、ＨＰＴ（Ｈｉｇｈ  Ｐｒｅｓｓｕｒｅ  Ｔｏｒｓｉｏｎ）法、ＥＣＡＥ（Ｅｑｕａｌ  Ｃｈａｎｎｅｌ  Ａｎｇｕｌａｒ  Ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ）法及び繰り返し重ね接合圧延（ＡＲＢ；Ａｃｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ  Ｒｏｌｌ  Ｂｏｎｄｉｎｇ）法などによって微細な結晶粒が得られる可能性があるが、工業的には適していなかった。【０００８】  なお、ＨＰＴ法とは、小さな円盤状の試験片に大きな圧力を加えながら、ねじり変形によって大きなせん断変形を加える方法である。また、ＥＣＡＥ法とは、断面積が一定であり、屈曲部を有するダイス内に、材料を繰り返して通すことによって屈曲部で単純せん断変形を加える方法である。【０００９】  具体的には、ＨＰＴ法では、円盤状の試験片の中心からの距離（半径方向の位置）に応じて歪み量が異なるため、均一な結晶粒が得られない。ＥＣＡＥ法では、ダイスの寿命が短いため、大量生産に適していない。また、ＥＣＡＥ法では、工業的な規模で大型構造材を連続生産することにも適していない。ＡＲＢ法では、加工硬化が大きいため、１パス毎に大圧下で加工することが困難であった。また、ＡＲＢ法では、Ｂｅ等の活性元素が酸化膜を形成することによって接合が妨げられてしまう。【００１０】  また、特許文献１に記載の方法では、ベリリウム銅が熱間（高温）で加工されるため、ベリリウム銅に酸化スケールが生じ、生じた酸化スケールを除去する作業が必要となる。【００１１】  ここで、ベリリウム銅に酸化スケールが生じず、かつ、ベリリウム銅の時効硬化が進まないような特定の加工温度及び特定の加工時間（例えば、温度＝３００℃、時間＝３０分以内）でベリリウム銅を加工する方法も考えられるが、加工時間や加工温度を厳密に管理しながら、ベリリウム銅を加工しなければならないため、この方法を実現することは難しい。
【課題を解決するための手段】
【００１２】  本発明の第１の特徴は、ＢｅとＣｕとを少なくとも含むベリリウム銅が、平均粒径が２μｍ以下である結晶粒を有し、かつ、Ｃｕから析出するＢｅを少なくとも含む析出相を有することを要旨とする。【００１３】  かかる特徴によれば、ベリリウム銅の結晶粒の平均粒径が２μｍ以下であることにより、ベリリウム銅の強度や曲げ性が向上する。すなわち、ベリリウム銅の信頼性が向上する。【００１４】  本発明の第２の特徴は、本発明の第１の特徴において、ベリリウム銅が、Ｃｕ１００−（ａ＋ｂ）ＢｅａＣｏｂ（０．４％≦ａ≦２．０％、０．１５％≦ｂ≦２．８％、ａ＋ｂ≦３．５％）の重量比、又は、Ｃｕ１００−（ｃ＋ｄ）ＢｅｃＮｉｄ（０．０５％≦Ｃ≦０．６％、１．０％≦ｄ≦２．４％、ｃ＋ｄ≦３．０％）の重量比で構成されることを要旨とする。【００１５】  本発明の第３の特徴は、本発明の第１の特徴において、前記ベリリウム銅が、前記Ｃｕに前記Ｂｅが固溶する温度域である固溶温度域で前記ベリリウム銅を所定の固溶保持時間に亘って保持した後に、前記Ｂｅが前記Ｃｕに固溶した状態のままとなる冷却速度で前記ベリリウム銅を冷却し、前記Ｂｅが析出しない温度域である加工温度域で、前記固溶化工程で冷却された前記ベリリウム銅に塑性歪みを複数回に分けて加え、前記Ｂｅが析出する温度域である析出温度域で、前記加工工程で前記塑性歪みが加えられた前記ベリリウム銅を所定の時効硬化時間に亘って保持することによって形成されることを要旨とする。【００１６】  本発明の第４の特徴は、前記結晶粒の前記平均粒径が、結晶方位解析方法によって算出された粒径であり、前記結晶粒方位解析方法が、ＳＥＭ／ＥＢＳＰ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ／Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法を用いて結晶方位解析を行い、方位差θが２°より大きい境界を結晶粒界として計数して結晶粒径分布を求めるステップと、全計数の平均方位差θが１５°以上であることを確認ステップと、前記結晶粒径分布から前記平均粒径を算出するステップとを含むことを要旨とする。【００１７】  本発明の第５の特徴は、ＢｅとＣｕとを少なくとも含むベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造方法が、ＣｕにＢｅが固溶する温度域である固溶温度域でベリリウム銅を所定の固溶保持時間に亘って保持した後に、ＢｅがＣｕに固溶した状態のままとなる冷却速度でベリリウム銅を冷却する固溶化工程と、Ｂｅが析出しない温度域である加工温度域で、固溶化工程で冷却されたベリリウム銅に塑性歪みを複数回に分けて加える加工工程と、Ｂｅが析出する温度域である析出温度域で、加工工程で塑性歪みが加えられたベリリウム銅を所定の時効硬化時間に亘って保持する時効硬化工程とを含むことを要旨とする。【００１８】  かかる特徴によれば、Ｂｅが析出しない加工温度域で塑性歪みをベリリウム銅に加えることにより、酸化スケールが生じることを抑制することができる。【００１９】  また、塑性歪みをベリリウム銅に複数回に分けて加えることにより、加工温度や加工時間を厳密に管理することなく、ベリリウム銅に加えられる塑性歪みの量（累積歪み量）を増加させて、均一で微細な結晶��を有するベリリウム銅を製造することができる。【００２０】  さらに、時効硬化工程が行われる前にベリリウム銅に塑性歪みを加えることにより、加工硬化が進むことに伴って塑性歪みを加えることが困難になることを回避することができる。【００２１】  本発明の第６の特徴は、本発明の第５の特徴において、ベリリウム銅が、Ｃｕ１００−（ａ＋ｂ）ＢｅａＣｏｂ（０．４％≦ａ≦２．０％、０．１５％≦ｂ≦２．８％、ａ＋ｂ≦３．５％）の重量比、又は、Ｃｕ１００−（ｃ＋ｄ）ＢｅｃＮｉｄ（０．０５％≦ｃ≦０．６％、１．０％≦ｄ≦２．４％、ｃ＋ｄ≦３．０％）の重量比で構成されることを要旨とする。【００２２】  本発明の第７の特徴は、本発明の第５の特徴又は第６の特徴において、固溶温度域が、７００℃〜１０００℃の範囲であり、所定の固溶保持時間が、１時間〜２４時間の範囲内であり、加工温度域が、０℃〜２００℃の範囲内であり、析出温度域が、２００℃〜５５０℃の範囲内であり、所定の時効硬化時間が、１時間〜２４時間の範囲内であることを要旨とする。【００２３】  本発明の第８の特徴は、本発明の第５の特徴乃至第７の特徴において、加工工程で塑性歪みが加えられるベリリウム銅が、互いに直交する３つの軸方向に延びる辺を有する直方体であり、加工工程が、それぞれの軸方向から順にベリリウム銅に加圧して、ベリリウム銅に塑性歪みを加える工程であることを要旨とする。【００２４】  本発明の第９の特徴は、本発明の第８の特徴において、軸方向に延びる辺の長さの比が１：ｅ：ｆ（１．２≦ｅ≦１．３、１．４５≦ｆ≦１．５５）であり、加工工程において、ベリリウム銅に１回の加圧で加えられる塑性歪みの量が、０．３〜０．７の範囲内であることを要旨とする。【００２５】  本発明の第１０の特徴は、本発明の第８の特徴又は第９の特徴において、加工工程が、ベリリウム銅に加えられた塑性歪みの累積値が４以上となるまで、それぞれの軸方向から順にベリリウム銅に加圧する工程であることを要旨とする。【００２６】  本発明の第１１の特徴は、ＢｅとＣｕとを少なくとも含むベリリウム銅を製造するベリリウム銅製造装置が、前記Ｃｕに前記Ｂｅが固溶した矩形銅合金が配置される配置面を有する台座部と、前記台座部の前記配置面上に配置された前記矩形銅合金を加熱するヒータ部と、前記台座部の前記配置面に対向して設けられており、前記台座部の前記配置面上に配置された前記矩形銅合金に圧力を加える加圧部とを備え、前記ヒータ部が、前記Ｂｅが析出しない温度域である加工温度域で前記矩形銅合金の環境温度を保持し、前記加圧部が、前記加工温度域で前記矩形銅合金に塑性歪みを複数回に分けて加えることを要旨とする。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】図１は、本発明の一実施形態に係る鍛造装置１００の概観を示す図である。
【図２】図２は、本発明の一実施形態に係る鍛造装置１００の機能を示すブロック図である。
【図３】図３は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金２００を示す図である。
【図４】図４は、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の製造方法を示すフロー図である。
【図５】図５は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金と矩形純銅との比較結果を示す図である（その１）。
【図６】図６は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金と矩形純銅との比較結果を示す図である（その２）。
【図７】図７は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金を光学顕微鏡で組織観察した結果を示す図である。
【図８】図８は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金をＳＥＭ／ＥＢＳＰ法で組織観察した結果を示す図である（その１）。
【図９】図９は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金の平均粒径と累積歪み量との関係を示す図である。
【図１０】図１０は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金をＳＥＭ／ＥＢＳＰ法で組織観察した結果を示す図である（その２）。
【図１１】図１１は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金の評価結果を示す図である（その１）。
【図１２】図１２は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金の評価結果を示す図である（その２）。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】  （実施形態）
（本発明の一実施形態に係る製造装置の概観）
以下において、本発明の一実施形態に係る製造装置（鍛造装置）の概観について、図面を参照しながら説明する。図１は、本発明の一実施形態に係る鍛造装置１００の構成を示す図である。【００２９】  鍛造装置１００は、少量のＢｅとＣｕとを少なくとも含み、矩形の形状を有する矩形銅合金に圧力を加えることによって、矩形銅合金に塑性歪みを加える装置である。なお、矩形銅合金の詳細については後述する（図３を参照）
ここで、鍛造装置１００は、固溶化処理が行われた銅合金を加工する。ここで、固溶化処理とは、固溶温度域（７００℃〜１０００℃の範囲内）で所定の固溶保持時間（１時間〜２４時間）に亘って、少量のＢｅとＣｕとを少なくとも含む銅合金を加熱保持した後に、水焼入れ等によって冷却速度が−１００℃ｓ−１以上（好ましくは、−２００℃ｓ−１以上）となるように、銅合金を冷却する処理である。すなわち、鍛造装置１００は、Ｃｕのマトリクス中にＢｅ（又は、Ｂｅ化合物）が固溶し、結晶粒に転位が生じていない矩形銅合金を加工する。【００３０】  図１に示すように、鍛造装置１００は、基部１１０と、台座部１２０と、１対の支柱部１３０（支柱部１３０ａ及び支柱部１３０ｂ）と、１対のヒータ部１４０（ヒータ部１４０ａ及びヒータ部１４０ｂ）と、１対の伸縮部１５０（伸縮部１５０ａ及び伸縮部１５０ｂ）と、加圧部１６０とを有する。【００３１】  基部１１０は、台座部１２０、支柱部１３０ａ及び支柱部１３０ｂを支持する。台座部１２０は、柱状の形状を有し、基部１１０上に設けられる。また、台座部１２０は、鍛造装置１００によって加工される矩形銅合金２００を支持する。【００３２】  支柱部１３０ａ及び支柱部１３０ｂは、柱状の形状を有し、基部１１０上に設けられる。また、支柱部１３０ａは、伸縮部１５０ａを上下方向に伸縮させる構造（例えば、油圧等によって伸縮させる構造）を有する。同様に、支柱部１３０ｂは、伸縮部１５０ｂを上下方向に伸縮させる構造を有する。【００３３】  ヒータ部１４０ａは、支柱部１３０ａの側面に設けられ、矩形銅合金２００に熱を加える複数の熱源（熱源１４１ａ〜熱源１４５ａ）を有する。同様に、ヒータ部１４０ｂは、支柱部１３０ｂの側面に設けられ、矩形銅合金２００に熱を加える複数の熱源（熱源１４１ｂ〜熱源１４５ｂ）を有する
伸縮部１５０ａ及び伸縮部１５０ｂは、加圧部１６０を支持し、上下方向に伸縮する。加圧部１６０は、矩形銅合金２００に圧力を加え、矩形銅合金２００を歪ませる。【００３４】（本発明の一実施形態に係る製造装置の概観）
以下において、本発明の一実施形態に係る鍛造装置１００の機能について、図面を参照しながら説明する。図２は、本発明の一実施形態に係る鍛造装置１００の機能を示すブロック図である。【００３５】  図２に示すように、鍛造装置１００は、上述したヒータ部１４０、伸縮部１５０及び加圧部１６０に加えて、制御部１７０を有する。【００３６】  制御部１７０は、ヒータ部１４０及び伸縮部１５０を制御する。具体的には、制御部１７０は、鍛造装置１００の内部温度（矩形銅合金２００の環境温度）が０℃〜２００℃となるようにヒータ部１４０を制御する。また、制御部１７０は、矩形銅合金２００に加えられる塑性歪みの速度（以下、歪み速度）が１×１０−３ｓ−１〜１×１０＋１ｓ−１（好ましくは、１×１０−２ｓ−１〜１×１０＋１ｓ−１）となるように伸縮部１５０を伸縮させる。【００３７】（本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の構成）
以下において、本発明の一実施形態に係る加工対象（ベリリウム銅）について、図面を参照しながら説明する。図３は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金２００を示す図である。【００３８】  図３に示すように、矩形銅合金２００は、互いに直交する３つの軸（Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸）方向に沿って延びる辺を有する直方体（矩形銅合金）である。また、３つの軸方向に沿って延びる辺の長さの比（Ｘ辺：Ｙ辺：Ｚ辺）は、１：ｅ：ｆ（但し、１．２＜ｅ＜１．３、１．４５＜ｆ＜１．５５）である。なお、各辺の長さの比（Ｘ辺：Ｙ辺：Ｚ辺）は、１：１．２２：１．５（すなわち、ｅ＝１．２２、ｆ＝１．５）であることが好ましい。【００３９】  また、矩形銅合金２００は、（１）Ｃｕ１００−（ａ＋ｂ）ＢｅａＣｏｂ（０．４％≦ａ≦２．０％、０．１５％≦ｂ≦２．８％、ａ＋ｂ≦３．５％）の重量比、又は、（２）Ｃｕ１００−（ｃ＋ｄ）ＢｅｃＮｉｄ（０．０５％≦ｃ≦０．６％、１．０％≦ｄ≦２．４％、ｃ＋ｄ≦３．０％）の重量比で構成される。【００４０】  ここで、矩形銅合金２００の重量比を（１）の組合せとして理由は、以下の通りである。Ｂｅの重量比を０．４％以上とした理由は、Ｂｅ及びＣｕおよび／またはＢｅ及びＣｏによって構成される析出相によって強度の向上を図るためであり、Ｂｅの重量比を２．０％以下とした理由は、Ｂｅ及びＣｏによって構成される析出相の粗大化を抑制することによって強度の向上を図るためである。また、Ｃｏの重量比を０．１５％以上とした理由は、Ｃｏを添加することによって強度向上を図るためであり、Ｃｏの重量比を２．８％以下とした理由は、Ｂｅ及びＣｏによって構成される析出相の粗大化を抑制するためである。【００４１】  一方、矩形銅合金２００の重量比を（２）の組合せとして理由は、材料のコストを削減するために、Ｂｅよりも安価なＮｉを加えて、Ｂｅの重量比を減らすためである。【００４２】  具体的には、Ｂｅの重量比を０．０５％以上とした理由は、Ｂｅ及びＮｉによって構成される析出相によって強度の向上を図るためであり、Ｂｅの重量比を０．６％以下とした理由は、Ｂｅの重量比を減らすことによるコストの削減効果を十分に得るためである。また、Ｎｉの重量比を１．０％以上とした理由は、Ｎｉを添加することによって強度向上を図るためであり、Ｎｉの重量比を２．４％以下とした理由は、Ｃｕのマトリクス中に含まれるＮｉによる導電率の低下や融点の上昇を抑制するためである。【００４３】（本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の製造方法）
以下において、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の製造方法について、図面を参照しながら説明する。図４は、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の製造方法を示すフロー図である。【００４４】  図４に示すように、ステップ１０において、均質化処理によってＣｕのマトリクス中にＢｅ（又は、Ｂｅ化合物）を固溶させ、結晶粒に転位が生じていない銅合金を生成する。【００４５】  具体的には、Ｃｕ１００−（ａ＋ｂ）ＢｅａＣｏｂ（０．４％≦ａ≦２．０％、０．１５％≦ｂ≦２．８％、ａ＋ｂ≦３．５％）の重量比、又は、Ｃｕ１００−（ｃ＋ｄ）ＢｅｃＮｉｄ（０．０５％≦ｃ≦０．６％、１．０％≦ｄ≦２．４％、ｃ＋ｄ≦３．０％）の重量比で構成される銅合金を高周波溶解炉で溶解することによって、φ２００ｍｍの鋳塊を作成する。また、作成した鋳塊を固溶温度域（７００℃〜１０００℃の範囲内）で所定の保持時間（１時間〜２４時間）に亘って加熱保持することによって、鋳造時に非平衡的に生成する偏析などの後工程に悪影響を及ぼす不均一な組織を除去し均質化する。【００４６】  ステップ１１において、少量のＢｅを含む銅合金は、鍛造処理によって板状の形状（例えば、１３ｍｍ×４５０ｍｍ×４００ｍｍ）を有する板状銅合金に加工される。また、板状銅合金の表面に形成された酸化皮膜は、切削によって除去される。さらに、板状銅合金から、互いに直交する３つの軸（Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸）方向に沿って延びる辺を有する直方体である矩形銅合金２００を切り出す。また、矩形銅合金２００が有する各辺の長さの比（Ｘ辺：Ｙ辺：Ｚ辺）は、１：ｅ：ｆ（但し、１．２＜ｅ＜１．３、１．４５＜ｆ＜１．５５）である。【００４７】  ステップ１２において、固溶化処理によってＣｕのマトリクス中にＢｅ（又は、Ｂｅ化合物）を固溶させる。具体的には、矩形銅合金２００は、固溶温度域（７００℃〜１０００℃の範囲内）で所定の固溶保持時間（１時間〜２４時間）に亘って加熱保持されることによって、Ｃｕのマトリクス中にＢｅ（又は、Ｂｅ化合物）を固溶させる。また、この矩形銅合金２００は、水焼入れ等によって冷却速度が−１００℃ｓ−１以上（好ましくは、−２００℃ｓ−１以上）で冷却されることによって、Ｂｅ（又は、Ｂｅ化合物）が析出することなく、過飽和個溶体となる。【００４８】  ステップ１３において、矩形銅合金２００には、上述した鍛造装置１００によってＺ軸方向から圧力が加えられる。ここで、矩形銅合金２００に加えられる塑性歪みの歪み速度は、１×１０−３ｓ−１〜１×１０＋１ｓ−１（好ましくは、１×１０−２ｓ−１〜１×１０＋１ｓ−１）の範囲内であり、矩形銅合金２００に加えられる塑性歪みの量（歪み量；ε）は、０．３〜０．７の範囲内である。また、矩形銅合金２００は、加工温度域（０℃〜２００℃の範囲内）で加工される。【００４９】  ステップ１４において、矩形銅合金２００には、上述した鍛造装置１００によってＹ軸方向から圧力が加えられる。ここで、矩形銅合金２００に加えられる塑性歪みの歪み速度は、１×１０−３ｓ−１〜１×１０＋１ｓ−１（好ましくは、１×１０−２ｓ−１〜１×１０＋１ｓ−１）の範囲内であり、矩形銅合金２００に加えられる塑性歪みの量（歪み量；ε）は、０．３〜���．７の範囲内である。また、矩形銅合金２００は、加工温度域（０℃〜２００℃の範囲内）で加工される。【００５０】  ステップ１５において、矩形銅合金２００には、上述した鍛造装置１００によってＸ軸方向から圧力が加えられる。ここで、矩形銅合金２００に加えられる塑性歪みの歪み速度は、１×１０−３ｓ−１〜１×１０＋１ｓ−１（好ましくは、１×１０−２ｓ−１〜１×１０＋１ｓ−１）の範囲内であり、矩形銅合金２００に加えられる塑性歪みの量（歪み量；ε）は、０．３〜０．７の範囲内である。また、矩形銅合金２００は、加工温度域（０℃〜２００℃の範囲内）で加工される。【００５１】  すなわち、ステップ１３〜ステップ１５では、矩形銅合金２００が有する辺のうち、最も長い辺に対応する軸方向から圧力が加えられ、矩形銅合金２００が有する各辺の比は、１：ｅ：ｆに保たれる。【００５２】  ステップ１６において、作業者は、矩形銅合金２００に圧力が加えられた回数（加圧回数）が所定回数（例えば、１５回）に達しているか否かを判定する。また、加圧回数が所定加圧回数に達している場合には、ステップ１７の処理が行われ、加圧回数が所定の加圧回数に達していない場合には、ステップ１３〜ステップ１５の処理が再び行われる。【００５３】  なお、本実施形態において、加圧回数とは、各軸（Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸）方向のいずれか一方から矩形銅合金２００に圧力が加えられると、１回としてカウントアップされる回数である。また、所定の加圧回数とは、矩形銅合金２００に加えられる塑性歪み量の累積値（累積歪み量；εｔｏｔａｌ）が４以上となる回数である。【００５４】  また、本実施形態において、Ｚ軸方向、Ｙ軸方向及びＺ軸方向から矩形銅合金２００に圧力が加えられた後に、加圧回数が所定の加圧回数に達しているか否かを判定するが、これに限定されるものではなく、矩形銅合金２００に圧力が加えられる度に加圧回数が所定の加圧回数に達しているか否かを判定してもよい。【００５５】  ステップ１７において、矩形銅合金２００には、時効硬化処理が施され、Ｂｅ（又は、Ｂｅ化合物）によって構成される析出相が形成される。具体的には、矩形銅合金２００に含まれるＢｅ（又は、Ｂｅ化合物）は、析出温度域（２００℃〜５５０℃の範囲内）で矩形銅合金２００が所定の時効硬化時間（１時間〜２４時間）に亘って保持されることによって析出硬化する。【００５６】（作用及び効果）
本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の製造方法によれば、Ｂｅが析出しない加工温度域で塑性歪みをベリリウム銅に加えることにより、酸化スケールが生じることを抑制することができる。【００５７】  また、塑性歪みを複数回に分けてベリリウム銅（矩形銅合金２００）に加えることにより、加工温度や加工時間を厳密に管理することなく、ベリリウム銅に加えられる塑性歪みの量（累積歪み量）を増加させて、均一で微細な結晶粒（平均粒径≦２μｍ）を有するベリリウム銅を製造することができる。【００５８】  具体的には、加工温度域（０℃〜２００℃の範囲内）で、１回の加圧で加えられる歪み量が０．３〜０．７の範囲内となるように、Ｘ軸方向、Ｙ軸方向及びＺ軸方向から矩形銅合金に圧力を加えるため、厳密に管理された加工温度（例えば、３００℃）及び加工時間（例えば、３０分以内）で加工しなくても、累積歪み量を増加させることができる。【００５９】  すなわち、加工温度域に幅があり、加工温度域が従来よりも低いため、中間温度脆性によって矩形銅合金が破損する可能性、矩形銅合金の時効硬化が進む可能性等を抑制しながら、均一で微細な結晶粒（平均粒径≦２μｍ）を有するベリリウム銅を製造することができる。【００６０】  さらに、時効硬化処理が施される前に矩形銅合金２００に塑性歪みを加えることにより、加工硬化が進むことに伴って塑性歪みを加えることが困難になることを回避することができる。【００６１】  ここで、平均粒径≦２μｍとは、以下の測定方法により測定された平均粒径をいう。【００６２】（１）ＳＥＭ／ＥＢＳＰ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ／Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法を用いて結晶方位解析を行い、方位差θが２°より大きい境界を結晶粒界として計数して結晶粒径分布を求める
（２）全計数の平均方位差θが１５°以上であることを確認する
（３）結晶粒径分布から平均粒径を算出する
なお、一般的に、方位差θが０°≦θ＜４°の境界を持つ亜結晶だけで構成される組織は結晶粒として計数しない。しかしながら、本実施形態では、観察結果は、超微細化していく過程で任意の瞬間を捉えたものであるため、方位差θが０°≦θ＜４°の境界を持つ亜結晶だけで構成される組織も、この瞬間の全体組織を構成する一部であると考えられる。従って、平均方位差が１５°以上である組織を結晶粒として計数する。【００６３】（実施例）
以下において、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の評価結果について、図面を参照しながら説明する。【００６４】  具体的には、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅として、Ｃｕ９７．７７Ｂｅ０．３５Ｎｉ１．８８の重量比（％）で構成される矩形銅合金を用いた。また、矩形銅合金は、互いに直交する３つの軸方向に延びる辺を有する直方体であり、矩形銅合金が有する各辺の長さの比（Ｘ辺：Ｙ辺：Ｚ辺）は１：１．２２：１．５である。【００６５】  また、本発明の一実施形態に係るベリリウム銅の比較材として、Ｃｕが９９％以上の重量比で含まれる矩形純銅を用いた。また、矩形純銅は、上述した矩形銅合金と同様のサイズを有する。【００６６】  矩形銅合金については、固溶化処理によって、Ｃｕのマトリクス中にＢｅ及びＮｉを予め固溶させた。具体的には、矩形銅合金を石英管内に真空封入して、石英管に真空封入された矩形銅合金を９５０℃で２４時間に亘って加熱保持した後に、水焼入れを行った。その結果、矩形銅合金の結晶粒の平均粒径は、約１６０μｍとなった。【００６７】  一方、矩形純銅については、５００℃で３０分間に亘って矩形純銅を真空炉内で加熱保持した後に徐冷する焼きなましを行った。その結果、矩形純銅の結晶粒の平均粒径は、約７０μｍとなった。【００６８】  また、矩形銅合金については、互いに直交する３つの軸（Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸）方向から鍛造装置１００を用いて加工温度（２７℃）で圧力を加えることによって塑性歪みを加えた。具体的には、矩形銅合金には、３．０×１０−３ｓ−１の歪み速度で塑性歪みを加え、１回の加圧による歪み量が０．４となるように塑性歪みを加えた。【００６９】  さらに、矩形銅合金については、各軸（Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸）方向から圧力を加えてから２ｓ以内に水焼入れを行った後に研磨し、研磨した後に、加工温度（２７℃）で１５ｍｉｎ〜１８ｍｉｎに亘って矩形銅合金を加熱保持して、各軸（Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸）方向から再び圧力を加えて矩形銅合金に塑性歪みを加えた。また、塑性歪みの累積値（累積歪み量；εｔｏｔａｌ）が６となるまで、この一連の作業を繰り返して、加工硬化の経過測定、硬度測定、光学顕微鏡による組織観察、及び、ＳＥＭ／ＥＢＳＰ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ／Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法による組織観察を行った。【００７０】  以下において、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の加工硬化と矩形純銅（Ｃｕ）の加工硬化との比較結果について、図面を参照しながら説明する。図５は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の加工硬化と矩形純銅（Ｃｕ）の加工硬化との比較結果を示す図である。【００７１】  図５に示すように、矩形純銅（Ｃｕ、加工温度＝２７℃）については、累積歪み量が０から１となるまで真応力が急激に増加し（加工硬化が進み）、累積歪み量が１から２となるまで真応力が緩やかに増加した。また、累積歪み量が２以上となると、真応力が一定となった。【００７２】  一方、矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）については、累積歪み量が０から１．５となるまで真応力が急激に増加し（加工硬���が進み）、累積歪み量が２以上になっても、真応力が緩やかに増加し続けた。【００７３】  また、加工温度が２７℃である場合に、矩形純銅（Ｃｕ）の定常変形応力は、３８０ＭＰａであったのに対して、矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の定常変形応力は、５００ＭＰａを超えていた。【００７４】  以下において、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の硬度と矩形純銅（Ｃｕ）の硬度との比較結果について、図面を参照しながら説明する。図６は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の硬度と矩形純銅（Ｃｕ）の硬度との比較結果を示す図である。【００７５】  図６に示すように、ビッカース強度と累積歪み量との関係は、図５に示した真応力と累積歪み量との関係と類似する傾向を示した。【００７６】  具体的には、矩形純銅（Ｃｕ、加工温度＝２７℃）については、累積歪み量が０から１となるまでビッカース強度が急激に増加し（加工硬化が進み）、累積歪み量が１から２となるまでビッカース強度が緩やかに増加した。また、累積歪み量が２以上となると、ビッカース強度が一定となった。【００７７】  一方、矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）については、累積歪み量が０から１．５となるまでビッカース強度が急激に増加し（加工硬化が進み）、累積歪み量が２以上になっても、ビッカース強度が緩やかに増加し続けた。【００７８】  以下において、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の結晶粒について、図面を参照しながら説明する。図７は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の結晶粒を光学顕微鏡で組織観察した結果を示す図である。また、図８は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の結晶粒をＳＥＭ／ＥＢＳＰ法で組織観察した結果を示す図である。【００７９】  なお、図７及び図８は、累積歪み量（εｔｏｔａｌ）が０．４、１．２、４．８及び６．０である場合に、矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の結晶粒を組織観察した結果を示している。【００８０】  ここで、光学顕微鏡で組織観察した矩形銅合金のサンプルは、矩形銅合金に圧力が最後に加えられた軸方向と平行な面で矩形銅合金を切断し、エミリー紙研磨、バフ研磨及び電解研磨によって矩形銅合金の切断面を鏡面状に仕上げた後に、電解腐食（電解研磨液：リン酸＝５０％＋蒸留水＝５０％）を行った。【００８１】  一方、ＳＥＭ／ＥＢＳＰ法で組織観察した矩形銅合金のサンプルは、矩形銅合金に圧力が最後に加えられた軸方向と平行な面で矩形銅合金を切断し、エミリー紙研磨、バフ研磨及び電解研磨（電解研磨液：メタノール＝１９８ｍｌ＋リン酸＝１３５ｍｌ）を矩形銅合金の切断面に施した。【００８２】  図７（ａ）に示すように、累積歪み量（εｔｏｔａｌ）が０．４である場合には、初期に生成された結晶粒（以下、初期結晶粒）内に変形帯が現れだす。図７（ｂ）に示すように、累積歪み量（εｔｏｔａｌ）が１．２である場合には、初期結晶粒内に生じる変形帯の密度が高くなった。図７（ｃ）に示すように、累積歪み量（εｔｏｔａｌ）が４．８である場合には、初期結晶粒内の全域に亘って変形帯が生じ、初期結晶粒を判別することができなくなった。すなわち、微細な粒状組織（平均粒径≦２μｍ）が初期結晶粒の全域に亘って生じた。図７（ｄ）に示すように、累積歪み量（εｔｏｔａｌ）が６．０である場合には、初期結晶粒内に生じる変形帯の密度がさらに高くなった。【００８３】  図８（ａ）に示すように、累積歪み量（εｔｏｔａｌ）が０．４である場合には、初期結晶粒内に転移境界が方位差０°〜１５°で生じた。図８（ｂ）に示すように、初期結晶粒内に転移境界が方位差０°〜１５°で生じ、初期結晶粒の境界近傍に微細な粒状組織が生じた。図８（ｃ）に示すように、累積歪み量（εｔｏｔａｌ）が４．８である場合には、初期結晶粒内の全域に亘って転移境界が方位差０°〜１５°で生じ、微細な粒状組織（平均粒径≦２μｍ）が初期結晶粒の全域に亘って生じた。この段階で、転移境界の方位差が０°〜１５°である大傾角粒界がほとんど見られなくなった。図８（ｄ）に示すように、累積歪み量（εｔｏｔａｌ）が６である場合には、累積歪み量（εｔｏｔａｌ）が４．８である場合と同様に、初期結晶粒内の全域に亘って転移境界が方位差０°〜１５°で生じ、微細な粒状組織（平均粒径≦２μｍ）が初期結晶粒の全域に亘って生じた。【００８４】  以下において、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の平均粒径と累積歪み量との関係について、図面を参照しながら説明する。図９は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の平均粒径と累積歪み量との関係を示す図である。図１０は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の結晶粒をＳＥＭ／ＥＢＳＰ法で組織観察した結果を示す図である。【００８５】  図９に示すように、累積歪み量（Σε）が増えるに従って、矩形銅合金の結晶粒の平均粒径が小さくなっていることが確認された。また、塑性歪みを矩形銅合金に加えることによって生じた結晶粒（新結晶粒）の粒径については、ほとんど変化が見られなかった。さらに、累積歪み量（Σε）が増えるに従って、矩形銅合金で新結晶粒が占める比率が高くなっていることが確認された。【００８６】  また、矩形銅合金の結晶粒の平均粒径は、累積歪み量（Σε）が４以上である場合に、２μｍ以下となることが確認された。【００８７】  図１０に示すように、上述した図８と同様に、累積歪み量（Σε）が４．８以上である場合に、初期結晶粒内の全域に亘って新結晶粒界が方位差０°〜１５°で生じ、微細な粒状組織（平均粒径≦２μｍ）が初期結晶粒の全域に亘って生じることが確認された。【００８８】  以下において、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の時効硬化について、図面を参照しながら説明する。図１１及び図１２は、本発明の一実施形態に係る矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）の時効硬化を示す図である。【００８９】  図１１に示すように、４５０℃で時効硬化処理が行われた場合には、矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）のビッカース強度は、時効硬化時間が約１時間となった時点で最大（２，８００ＭＰａ）となった。一方、３１５℃で時効硬化処理が行われた場合には、矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）のビッカース強度は、時効硬化時間が約２０時間となった時点で２，４００ＭＰａ）を超えた。【００９０】  また、図１２に示すように、累積歪み量が４．８である矩��銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）のビッカース強度は、累積歪み量が０．４である矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）のビッカース強度よりも高い値を示した。【００９１】（変更例）
上述した実施形態では、互いに直交する３つの軸（Ｘ軸、Ｙ軸及びＺ軸）方向から圧力を加える圧延加工を行うことによって、矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）に塑性歪みが加えられるが、これに限定されるものではなく、その他の塑性加工（例えば、押出し加工）を複数回に分けて行うことによって、矩形銅合金（Ｃｕ−Ｂｅ−Ｎｉ）に塑性歪みが加えられてもよい。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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